Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Формирование структуры, свойств и дефектной субструктуры при термомеханическом упрочнении 11
1.1. Технология и оборудование термомеханического упрочнения арматуры и проката 11
1.2. Структурно-фазовые состояния в арматуре из низкоуглеродистых и низколегированных сталей после термомеханического упрочнения. 15
1.3. Масштабные уровни эволюции структурно-фазовых состояний в арматуре большого диаметра, подвергнутой прерванной закалке 20
1.4. Охрупчивание термомеханически упрочненной арматуры 22
1.5. Влияние ускоренного охлаждения на структуру и свойства фасонного стального проката 25
ГЛАВА. Материал и методики исследований 28
2.1. Материал и режимы термомеханической обработки 28
2.2. Методы исследований 29
2.2.1. Методика металлографических исследований 29
2.2.2. Методика измерения микротвердости 29
2.2.3. Методики просвечивающей электронной микроскопии 30
ГЛАВА 3. Дислокационная субструктура и структурно-фазовые состояния при термомеханическом упрочнении проката из стали 09Г2С 36
3.1. Анализ эволюции дислокационной субструктуры термоупрочненной стали 09Г2С 36
3.1.1. Роль механизма у => а превращения в формировании дислокационной субструктуры а-фазы 36
3.1.2. Зерна структурно-свободного феррита 37
3.1.3. Зерна феррита, содержащие частицы цементита 39
3.1.4. Зерна перлита 40
3.7.2. Пластины бескарбидного бейнита 42
3.1.2. Кристаллы мартенсита 44
3.2. Градиент дислокационной субструктуры а-фазы, формирующийся в условиях ускоренного охлаждения стали 45
3.3. Зависимость состояния дислокационной субструктуры а-фазы от режима ускоренного охлаждения 48
3.4. Выводы по главе 3 53
ГЛАВА 4. Анализ процессов, способствующих формированию наноразмерных фаз при термомеханическом упрочнении проката из стали 09Г2С 55
4.1. Диспергирование цементитных пластин перлитных колоний путем разрезания их движущимися дислокациями 57
4.2. Растворение пластин цементита перлитных колоний и повторное выделение частиц цементита на дислокациях, границах блоков, субзерен и зерен 60
4.3. Распад твердого раствора углерода в а-железе, формирующегося в условиях ускоренного охлаждения стали («самоотпуск» мартенсита) 61
4.4. Формирование частиц цементита в процессе допревращения остаточного аустенита, присутствующего в структуре «бескарбидного» бейнита 62
4.5. Формирование наноразмерных фаз в результате полиморфного у=>а превращения 63
4.6. Выводы по главе 4 64
ГЛАВА 5. Анализ механизмов формирования прочностных свойств при термомеханическом упрочнении низкоуглеродистой стали 65
5.1. Градиент свойств и структуры стали 09Г2С 72
5.2. Механизмы упрочнения стали 79
5.3. Оценки предела текучести стали 09Г2С
Выводы по главе 5 86
Основные выводы 87
Список литературы
- Структурно-фазовые состояния в арматуре из низкоуглеродистых и низколегированных сталей после термомеханического упрочнения.
- Методика металлографических исследований
- Градиент дислокационной субструктуры а-фазы, формирующийся в условиях ускоренного охлаждения стали
- Формирование частиц цементита в процессе допревращения остаточного аустенита, присутствующего в структуре «бескарбидного» бейнита
Введение к работе
Актуальность
Выяснение физических механизмов формирования и эволюции структурно-фазовых состояний и дислокационных субструктур (ДСС) в сталях - одна из важных задач физики конденсированного состояния и современного материаловедения, поскольку лежит в основе разработки и создания эффективных способов повышения служебных характеристик изделий. Экспериментальные исследования структур и фазовых состояний, формирующихся в сечении изделий в результате термомеханической обработки, очень важны для понимания физической природы превращений, поскольку позволяют целенаправленно изменять структуру и механические характеристики. При этом получение требуемого комплекса прочностных и пластических свойств требует понимания физической природы структурных изменений всех уровней, протекающих в сталях при термомеханической обработке в процессе сложных деформационных и термических воздействий. И хотя практика применения термомеханического упрочнения проката известна давно, для получения требуемого комплекса прочностных и пластических свойств необходимо знание механизмов их формирования на различных структурно-масштабных уровнях для каждого конкретного вида изделий.
Цель работы: установление механизмов формирования структуры и прочностных свойств, реализующихся при термомеханическом упрочнении низкоуглеродистой стали.
Для достижения цели в ходе работы решались следующие задачи:
Установление количественных закономерностей формирования градиентных дислокационных субструктур (ДСС) и структурно-фазовых состояний при послойном электронно-микроскопическом анализе термо-механически упрочненной низкоуглеродистой стали.
Анализ процессов, приводящих к формированию наноразмерной фазы при термомеханическом упрочнении.
Анализ физических механизмов упрочнения стали, реализующихся при термомеханической обработке низкоуглеродистой стали по режиму ускоренного охлаждения.
Научная новизна: - впервые методами просвечивающей электронной микроскопии установлены количественные зависимости от расстояния до поверхности обработки скалярной плотности дислокаций и размеров субзерен в структурных составляющих низкоуглеродистой стали после термомеханической обработки;
проанализированы механизмы формирования наноразмерной карбидной фазы в условиях ускоренного охлаждения;
установлено однозначное соответствие типов дислокационной субструктуры и ее параметров и морфологии а-фазы (механизма у—чх превращения);
- выполнена количественная оценка вкладов физических механизмов
упрочнения в предел текучести стали. Установлено, что основными меха
низмами, ответственными за поверхностное упрочнение низкоуглероди
стой стали, являются субструктурное и деформационное, обусловленное
формированием мартенсита и бейнита.
Научная и практическая значимость работы, подтвержденная актом внедрения результатов в прокатном производстве ОАО «ЕВРАЗ-Объединенный Западно-Сибирский металлургический комбинат», заключается в формировании банка данных о закономерностях и механизмах образования ДСС, структуры, фазового состава и наноразмерных фаз, используемого для установления оптимальных режимов термомеханического упрочнения прокатных профилей.
Научные результаты работы могут быть использованы для развития теории структурно-фазовых превращений в сталях, а основные положения диссертации представляют интерес как учебный материал в курсе лекций по физике конденсированного состояния, физического материаловедения, металловедения и термообработки, обработки металлов давлением.
Экономический эффект от внедрения разработок 15 млн. руб., в том числе доля автора 3,75 млн. руб.
Достоверность результатов работы определяется корректностью поставленных задач, применением апробированных методик и методов современного физического материаловедения, необходимым и достаточным количеством экспериментального материала для корректной статистической обработки, сопоставлением полученных результатов с данными других авторов, актом использования результатов работы.
Личный вклад автора состоит в научной постановке задач исследования, анализе литературных данных, выполнении металлографических, электронномикроскопических и других исследований и механических испытаний термомеханически упрочненной двутавровой балки, статистической обработке и анализе полученных результатов, внедрении технологий в производство.
Научные результаты, выносимые на защиту: 1. Результаты послойного электронно-микроскопического анализа дислокационной субструктуры и фазового состава низкоуглеродистой стали,
подвергнутой термомеханическому упрочнению по различным режимам.
Градиентный характер структурно-фазового состояния стали, подвергнутой термомеханическому упрочнению в условиях принудительного охлаждения поверхности.
Механизмы формирования наноразмерной фазы, реализующиеся при термоупрочнении стали 09Г2С.
Сравнительный анализ физических механизмов и выявленные закономерности повышения прочностных свойств балки из низкоуглеродистой стали после ускоренного охлаждения.
Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований доложены на следующих научных конференциях и семинарах: 50 Международном научном симпозиуме «Актуальные проблемы прочности». Витебск. 2010; VI международной конференции ФППК-2010 «Фазовые превращения и прочность кристаллов», посвященной памяти академика Г.В. Курдюмова. Черноголовка. 2010; VII Российской ежегодной конференции молодых научных сотрудников и аспирантов. Москва. 2010; XIX Республиканской научной конференции аспирантов, магистрантов и студентов по физике конденсированного состояния. Гродно. 2011; V Российской научно-технической конференции "Ресурс и диагностика материалов и конструкций". Екатеринбург. 2011; XVII Международной научно-практической конференции студентов и молодых ученых «Современные техника и технологии». Томск. 2011; Международном симпозиуме «Перспективные материалы и технологии». Витебск. 2011; V Международной школе «Физическое материаловедение». Тольятти. 2011; II московских чтениях по проблемам прочности материалов, посвященных 80-летию со дня рождения академика РАН Ю.А. Осипьяна. Черноголовка. 2011; IV международной конференции «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов». Москва. 2011; Берштейновских чтениях по термообработке металлических материалов. Москва. 2011; международной научно-технической конференции «Инновационные технологии обработки металлов давлением». Москва. 2011; II Всероссийской конференции "Деформирование и разрушение структурно-неоднородных сред и конструкций". Новосибирск. 2011; 1th International Conference of Nanomaterials: Application and Properties (NAP 2011). Alushta. 2011.
Работа выполнялась в соответствии с грантами Министерства образования и науки РФ по фундаментальным проблемам металлургии (2006-2009 г.г.), в рамках Аналитической ВЦП "Развитие научного потенциала высшей школы на 2009-2011 годы (проект 2.1.2/13482), ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России на 2009-2013 г.г.» (госкон-
тракт П332), темами ФГБОУ ВПО «Сибирский государственный индустриальный университет».
Материалы диссертации опубликованы в 19 печатных работах, в том числе в 2 монографиях и 8 статьях в изданиях, рекомендованных ВАК РФ.
Соответствие диссертации паспорту специальности. Диссертационная работа по своим целям, задачам, содержанию, методам исследования и научной новизне соответствует пункту 1 «Теоретическое и экспериментальное изучение физической природы свойств металлов и их сплавов, неорганических и органических соединений, диэлектриков и в том числе материалов световодов как в твердом, так и в аморфном состоянии в зависимости от их химического, изотопного состава, температуры и давления» паспорта специальности 01.04.07 - «Физика конденсированного состояния» (технические науки).
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, основных выводов, списка литературы из 125 наименований, приложения. Диссертация содержит 103 страницы машинописного текста, в том числе 39 рисунков и 16 таблиц.
Структурно-фазовые состояния в арматуре из низкоуглеродистых и низколегированных сталей после термомеханического упрочнения.
Второй переходный слой характеризуется сравнительно высокими значениями микротвердости. Здесь выявили формирование в данном слое кристаллов пакетного мартенсита и бейнита, зерен феррита, содержащих частицы цементита различной морфологии и размеров. Под действием остаточного тепла центрального объема прутка структура данного слоя претерпела отпуск, что выразилось в разрушении границ кристаллов мартенсита и нижнего бейнита, коагуляции частиц цементита, формировании центров рекристаллизации. Отметим, что содержание структур, формирующих второй переходный слой, заметным образом изменяется: по мере удаления к центру снижается объемная доля структур пластинчатой морфологии и увеличивается степень их отпуска. Третий переходный слой сформирован кристаллами бейнита верхнего и нижнего, зернами феррита, содержащими частицы цементита, и зернами псевдоперлита.
Приосевой объем стержня диаметром 1-1,5 мм, располагающийся вдоль оси, сформирована зернами феррита, псевдоперлита и перлита. По мере удаления от оси прутка (в пределах центральной зоны) снижается объемная доля зерен структурно свободного феррита и зерен пластинчатого перлита, увеличивается содержание зерен псевдоперлита, появляются пластины видманштеттова феррита.
Авторами работ [7, 9, 40] на различных структурно-масштабных уровнях проведены исследования поверхности разрушения, фазового состава и дефектной субструктуры арматуры диаметра 50 мм из стали 18Г2С, термоупрочненной с горячего проката по схеме прерванной закалки.
Выделенные при построении профиля микротвердости слои названы поверхностным, промежуточным, переходным и приосевым. Слоистое строение арматуры проявляется на различных структурно-масштабных уровнях: макро- (образец в целом), мезо- (зеренно-субзеренный ансамбль) и микро- (карбидная подсистема) уровнях. На макромасштабном уровне анализа структуры, выполненном методами металлографии на поперечном сечении прутка, слоевое строение проявляется в виде концентрических зон различной травимости. Это соответствует тому, что наблюдалось на арматуре меньшего диаметра, несмотря на различие в режимах термомеханической обработки. Кроме того, арматура диаметром 50 мм производится на стане 450, а не 250, как рассмотренная в п. 1.2 арматура меньшего диаметра.
Поверхность разрушения поверхностной зоны имеет характерное «чашечное» строение со средним размером фасеток 3-5 мкм, что существенно меньше, чем средний размер зерен данного слоя. Данные размеры соответствуют средним размерам пакетов кристаллов мартенсита закаленной стали. В отдельных случаях выявляется более дисперсный уровень структуры поверхности разрушения, размеры которого изменяются в пределах от 0,3 до 1,0 мкм, что, по всей видимости, соответствует размерам отдельных кристаллов мартенсита и субзерен. На поверхности разрушения переходного слоя выявляется высокая размерная неоднородность фасеток скола, величина которых изменяется от долей до единиц микрометра. Данные факты свидетельствуют о высоком уровне разнообразия элементов дефектной субструктуры, формирующих данный слой прутка по сравнению с приповерхностным слоем. Поверхность разрушения центральной части прутка имеет «чашечное» строение и характеризуется наличием некоторого количества микропор, размеры которых достигают 5 мкм. Одной из причин формирования микропор является разрушение субмикронных частиц карбидной фазы, присутствующих в данном объеме материала.
Методам просвечивающей электронной микроскопии выполнены послойные исследования структурно-фазовых состояний и дислокационной субструктуры арматуры диаметром 50 мм из стали 18Г2С [7, 9, 40]. Установлено, что содержание различных типов структуры закономерным образом зависит от глубины расположения анализируемого слоя прутка (рис. 1.6).
Наиболее отчетливо это выявляется при анализе поверхностной зоны прутка, в пределах которой формируется структура, образовавшаяся преимущественно по механизму сдвигового (мартенситного) у= а превращения. Последующий отогрев прутка за счет внутреннего тепла металла привел к отпуску мартенсита.
Формирование комплекса высоких механических свойств арматуры из малоуглеродистой стали за счет образования градиентных структурно-фазовых состояний приводит параллельно к созданию в конечном продукте сложного напряженно-деформированного состояния. В литературе практически отсутствуют данные по деградации свойств термомеханически упрочненного проката в процессе эксплуатации. В работах [7, 41] установлено, что после длительной эксплуатации до 50 лет снижаются прочностные и пластические свойства горячекатаной арматуры из стали 35ГС. Процесс деградации сопровождается: увеличением скалярной плотности дислокаций; эволюцией типа дислокационной субструктуры в сторону упорядочения; формированием разориентированных субструктур; увеличением линейной плотности источников кривизны - кручения кристаллической решетки феррита; существенным ростом величины дальнодействующих полей напряжений; образованием микротрещин, относительное содержание которых увеличивается с ростом времени эксплуатации арматуры. Растрескивание арматуры, проявляющееся после 35 лет эксплуатации, обусловлено формированием окисной фазы состава а-РегОз, (Mn, Fe)203, -Fe304, МпО в стыках и вдоль границ зерен.
В ряде случаев наблюдалось самопроизвольное разрушение строительной арматуры, главной причиной которого является повышенное содержание водорода [42]. Проблема водородного охрупчивания является актуальной с научной и практической точек зрения [43, 44].
В обычных условиях диффузия водорода происходит из решетки твердого раствора как к внешней поверхности, так и к внутренним пустотам. Остаточный водород находится в порах и несплошностях (коллекторах) в виде скопления вакансий, где рекомбинирует в молекулярную форму. Молизованный водород не растворим в твердой фазе и удаляется из металла значительно хуже, чем растворенный в кристаллической решетке. При деформации движение водорода происходит преимущественно в направлении прокатки, что способствует скоплению его в коллекторах. Ускоренное охлаждение, предусматриваемое режимами термической обработки, фиксирует остаточный водород в объеме металла [7, 43, 44].
Методика металлографических исследований
В настоящее время эволюция структуры, фазового состава, дислокационной субструктуры при пластической деформации анализируются на различных масштабных уровнях [3, 91]: марко, мезо, микро и наноуровнях. Появление последнего стало возможным в последнее десятилетие благодаря новым методикам ПЭМ. Результаты исследования формирования и эволюции наноразмерных фаз позволяют однозначно судить о механизмах пластической деформации и упрочнения. Процесс пластической деформации протекает, как известно, неоднородно [3, 7, 92, 93].
Частицы вторых фаз, отдельные зерна поликристалла и их группы, фрагменты или блоки мозаичного строения могут сами деформироваться иначе, чем окружающая их среда, и способствовать неоднородности деформации в своей окрестности. Наконец, участки вблизи свободной поверхности, границ зерен и межфазных границ и других структурных особенностей могут быть исходно упрочнены иначе, чем остальной объем или дополнительно упрочняются вследствие аккомодационного скольжения.
В ходе пластической деформации эволюционирует дефектная структура, возникают и исчезают в объеме деформированного материала различные дефекты и их комплексные образования, меняются параметры структуры сохраняющихся дефектов [3, 93]. Все это происходит с определенным масштабом неоднородности, вызывает локально неоднородное упрочнение или разупрочнение материала и влечет за собой локализацию деформации на различных структурных уровнях. Одновременно эволюция дефектной структуры создает либо уничтожает локальные концентраторы напряжения и источники внутренних полей напряжений. Концентраторы напряжений и внутренние поля также релаксируют вследствие возникновения локально неоднородных процессов [3, 7].
Одновременно с эволюцией дефектной структуры интенсивная пластическая деформация вызывает фазовые превращения деформационный мартенсит [8], разрушение дальнего и ближнего порядка [9] частиц вторых фаз [10], образование метастабильных твердых растворов внедрения [11]. Происходит разрушение одних фаз, возникают неравновесные или метастабильные фазовые состояния. Фазовые превращения в деформируемом материале протекают на фоне интенсивного взаимодействия атомов компонентов сплава с дефектами кристаллической решетки. Для процессов, протекающих в деформированной стали, особенно важно взаимодействие атомов углерода с дефектами кристаллической решетки [11]. Эти процессы приводят к локальному упрочнению или разупрочению материала, создают концентраторы напряжения и источники внутренних полей напряжений. Естественно, они также являются причиной локализации деформации. Процессы существенно усложняются, если кроме деформирующего воздействия на материал накладывается температура, то есть при термомеханической обработке [1,3,7, 93].
Возможности ПЭМ позволяют анализировать процессы на наномасштабном уровне и фиксировать формирование наноструктурно-фазовых состояний и дислокационной субструктуры.
Формирование наноразмерной фазы в исследуемой стали в условиях термомеханической обработки и последующего ускоренного охлаждения проката возможно при реализации следующих процессов. Во-первых, при диспергировании цементитных пластин перлитных колоний путем разрезания их движущимися дислокациями. Во-вторых, при растворении пластин цементита перлитных колоний и повторном выделении частиц цементита на дислокациях, границах блоков, субзерен и зерен. В-третьих, при распаде твердого раствора углерода в а-железе, формирующегося в условиях ускоренного охлаждения стали («самоотпуск» мартенсита). В-четвертых, при допревращении остаточного аустенита, присутствующего в структуре «бескарбидного» бейнита с образованием а-железа и частиц цементита. В-пятых, при реализации диффузионного механизма у= а превращении в условиях высокой степени деформации и высоких температур обработки. Ниже будут рассмотрены примеры формирования наноразмерных фаз при реализации каждого из указанных процессов.
На рис. 4.1 приведены электронно-микроскопические изображения перлитной колонии, пластины цементита которой разбиты на отдельные фрагменты (блоки). Размеры фрагментов изменяются в пределах от 5 до 30 нм. Одновременно с этим, в ферритных прослойках перлитной колонии обнаруживаются частицы цементита, размеры которых изменяются в пределах от 5 до 10 нм (рис. 4.1, в, частицы указаны стрелками). Наноразмерныи диапазон структуры цементита данной перлитной колонии подтверждается квазикольцевым строением микроэлектронограммы, полученной с данного участка фольги (рис. 4.1, г). Представленные микрофотографии структуры стали свидетельствуют о том, что термомеханическая обработка сопровождается не только механическим разрушением пластин цементита, но и их растворением с уходом атомов углерода на дислокации и последующим выделением в объеме ферритных пластин.
Градиент дислокационной субструктуры а-фазы, формирующийся в условиях ускоренного охлаждения стали
Представленные ранее результаты количественного анализа структуры и фазового состава стали 09Г2С, подвергнутой термомеханическому упрочнению, позволяют провести оценки вкладов в упрочнение стали, выявить физические механизмы упрочнения, реализующиеся в условиях принудительного охлаждения поверхности проката балочного профиля [113-116]. При исследовании фазового состава и структуры стали было выявлено присутствие в материале мартенсита, бейнита, зерен и субзерен структурно-свободного феррита, зерен перлита. Данные структурные составляющие стали закономерным образом располагаются по толщине проката, формируя градиентную структуру. Для упрощения решения сформулированной задачи проведем вначале оценки величины прочности зерен мартенсита, зерен бейнита, субзерен, зерен феррита и зерен перлита, используя соотношения (5.1) - (5.12). Далее, используя соотношения (5.13) - (5.15), оценим величину прочности стали как материала в целом и сопоставим полученные результаты с результатами, представленными на рис. 5.1.
Оценка предела текучести зерен со структурой мартенсита. Как отмечалось ранее, ускоренное охлаждение проката стали 09Г2С по режиму РЗ, приводит к формированию в поверхностном слое мартенситной структуры. Анализируя формулу (5.11), можно отметить, что при оценке предела текучести зерен мартенсита можно пренебречь вкладом от упрочнения частицами второй фазы (карбид железа), которые выявляются в данной структуре в весьма незначительном количестве. Результаты количественного анализа структуры мартенсита и результаты оценки величины соответствующих вкладов в предел текучести стали структуры мартенсита приведены в табл. 5.2.
Примечание: здесь и далее: Н - поперечные размеры кристаллов мартенсита, бейнита или полосовой субструктуры, соответственно; р - скалярная плотность дислокаций; АС - концентрация углерода в твердом растворе; h — ширина изгибного экстинкционного контура; Цэксп.) - суммарная величина предела текучести, полученная аддитивным сложение указанных вкладов.
Оценка предела текучести зерен со структурой бескарбидного бейнита. Ранее было показано, что ускоренное охлаждение проката стали 09Г2С по режиму Р4, приводит к формированию в поверхностном слое пластин бескарбидного бейнита. Анализируя формулу (5.11), можно отметить, что при оценке предела текучести зерен со структурой бескарбидного бейнита можно пренебречь вкладом от упрочнения частицами второй фазы, которые в данной структуре не обнаружены. Результаты количественного анализа структуры бейнита и результаты оценки величины соответствующих вкладов в предел текучести стали со структурой бескарбидного бейнита, приведены в табл. 5.3. Таблица 5.3. Оценки механизмов упрочнения зерен с бескарбидным бейнитом
Оценка предела текучести зерен с полосовой субструктурой. Ранее было показано, что термомеханическая обработка стали 09Г2С сопровождается формированием полосовой субструктуры. Анализируя формулу (5.11), можно отметить, что при оценке предела текучести зерен с полосовой структурой можно пренебречь вкладом от упрочнения частицами второй фазы, которые в данной субструктуре не обнаружены. Результаты количественного анализа полосовой субструктуры и результаты оценки величины соответствующих вкладов в предел текучести стали с полосовой субструктурой, приведены в табл. 5.4
Термомеханическая обработка стали 09Г2С сопровождается формированием субзеренной структуры. Анализируя формулу (5.11), можно отметить, что при оценке предела текучести субзерен можно пренебречь вкладом от упрочнения частицами второй фазы, которые выявляются в данной структуре в весьма незначительном количестве. Результаты количественного анализа структуры субзерен и результаты оценки величины соответствующих вкладов в предел текучести стали с субзеренной структурой, приведены в табл. 5.5. Таблица 5.5. Оценки механизмов упрочнения субзерен феррита Н, нм р , і о10,см"2 АС,вес.% h, нм АсТф, МПа АСТдЛ, МПа МПа Аадп, МПа Аст0, МПа Цэксп.), МПа
Оценка предела текучести зерен феррита. Ранее было показано, что термомеханическое упрочнение стали сопровождается формированием в зернах феррита неразориентированной (слаборазориентированной) дислокационной субструктуры (структура дислокационного хаоса, сетчатая и ячеистая субструктуры). Эти зерна были выделены в отдельный класс и условно обозначены «зернами феррита». Анализируя формулу (5.11), можно отметить, что при оценке предела текучести зерен феррита можно пренебречь вкладом от упрочнения частицами второй фазы, которые,в зернах феррита отсутствуют. Результаты количественного анализа структуры зерен феррита и результаты оценки величины соответствующих вкладов в предел текучести ферритной стали, приведены в табл. 5.6.
Оценка предела текучести зерен пластинчатого перлита. Как отмечалось ранее, термомеханическая обработка стали 09Г2С сопровождается диффузионным превращением аустенита с образованием зерен преимущественно пластинчатого перлита. Анализируя формулу (5.11), можно отметить, что при оценке предела текучести зерен перлита можно пренебречь вкладом от упрочнения дисперсными частицами второй фазы. Результаты количественного анализа структуры зерен пластинчатого перлита и результаты оценки величины соответствующих вкладов в предел текучести стали, приведены в табл. 5.7.
Анализируя результаты, изложенные в табл. 5.2 - табл. 5.7, можно обнаружить, что вклад от внутренних полей напряжений, оценка которого производилась по формуле (5.10), существенно превышает вклады других механизмов упрочнения стали. Последнее может означать неприменимость данного выражения для оценки механизмов упрочнения слаболегированных феррито-перлитных сталей. При оценках общего предела текучести стали, результаты которых приведены ниже, вклад внутренних полей напряжений в упрочнение стали не учитывался.
Формирование частиц цементита в процессе допревращения остаточного аустенита, присутствующего в структуре «бескарбидного» бейнита
Для практического использования выражения (5.6)-(5.8) неудобны. При анализе упрочнения ферритных сталей обычно использую выражение следующего вида [94] Аат.р. =Z C/ (5.9) где к, — коэффициент упрочнения а-железа при легировании каким-либо элементом в количестве 1% (по массе), кгс/мм ; Q — концентрация элемента, растворенного в а-железе, %. Значения коэффициента к-, для различных элементов установлены эмпирически и представлены ниже. элемент
Как и следовало ожидать, основной вклад в величину твердорастворного упрочнения ферритной составляющей стали вносят атомы внедрения.
Упрочнение стали за счет внутренних напряжений. Еще одной характеристикой стали являются поля внутренних напряжений, формируемые совокупностью дефектов материала [65-72, 96]. Наиболее важную роль в процессах упрочнения стали играют длинноволновые (1-100 мкм) компоненты поля внутренних напряжений (далее по тексту, внутренние поля напряжений), появление которых связано с поляризацией дислокационной структуры и образованием дислокационно-дисклинационных субструктур [70-72], несовместностью деформации соседних зерен [105], кристаллитов различных фаз [106], присутствием микротрещин [107-109]. В фольге, вырезанной из деформированного материала, можно измерить остаточные внутренние поля напряжений, обусловленные протеканием при деформации указанных процессов. Присутствие внутренних полей напряжений приводит к изгибу тонкой фольги или соответствующей кривизне кристаллической решетки, если фольга сохраняет форму пластины. Возможность применения электронной микроскопии для исследования внутренних полей напряжений осознавалась еще Хиршем с сотрудниками [ПО]. Метод практического измерения длинноволновой компоненты статических полей разработан Э.В. Козловым и Н.А. Коневой [65-72]. Метод во многом является оригинальным и может быть использован в научно-исследовательских и заводских лабораториях. Тестирующие оценки, выполненные на закаленных сталях, а также на сталях, подвергнутых различным степеням и видам деформирования [65-72], показали, что разумные оценки величины дальнодействующих полей напряжений могут быть выполнены с использованием следующей приближенной формулы: поперечный размер изгибного экстинкционного контура, выраженный в нанометрах.
Суперпозиция механизмов упрочнение стали. Как было показано выше, прочность стали определяется наличием многих факторов: трением решетки матрицы, дислокациями "леса", частицами карбидных фаз, внутрифазными границами, присутствием растворенных атомов углерода и легирующих элементов. Предполагается, что общий предел текучести стали можно представить в виде линейной суммы вкладов отдельных механизмов упрочнения [94-96, 111, 112]: = Дс0+Дсгда+Дсгв л+Д 7и +ДсгЛ л+До-ЛГо (5.11) где Дао - вклад, обусловленный трением решетки матрицы, ДсТрр. - вклад, обусловленный внутрифазными границами, Аад.л. - вклад, обусловленный дислокационной субструктурой, Аоор. — вклад, обусловленный присутствием частиц карбидных фаз, Аатв.р. - вклад, обусловленный атомами легирующих элементов, Аоц.п, - вклад, обусловленный внутренними полями напряжений. Как видно из уравнения (5.11), принцип аддитивности предполагает независимое действие каждого из механизмов упрочнения на пределе текучести материала. Поэтому он является лишь первым приближением и приводит к большим расхождениям теоретических и экспериментальных результатов [113]. В работах [94-96] рассмотрен принцип квадратичного сложения вкладов механизмов упрочнения от равнопрочных препятствий, т.е. при Aai W АСТ2
Учет структурной неоднородности стали. Термомеханическое упрочнение стали 09Г2С, как было показано в Гл. 3, сопровождается формирование феррито-перлитной структуры. Для эвтектоидной стали с перлитной структурой установлено, что величина предела текучести определяется размером ферритных ламелей [94]. В [99] было показано, что прочность стали определяется не кратчайшим расстоянием между пластинами цементита в перлите, а величиной эффективной линии скольжения, которая связана со средним значением межпластинчатого расстояния в перлите соотношением Дс = 4,75 Ц (здесь t$ — толщина ферритных прослоек в колонии перлита). Следовательно, предел текучести эвтектоидной стали со структурой пластинчатого перлита, может быть оценен, исходя из соотношения:
